多孔SiC陶瓷/石蜡复合相变材料定型封装及热性能研究

摘要： 以微米级SiC粉为原料,采用冷冻干燥工艺制备具有连贯层状孔结构的SiC陶瓷。以多孔SiC陶瓷为基体,石蜡为相变芯材,通过真空浸渍法制备多孔SiC陶瓷/石蜡复合相变材料,研究了石蜡在层状多孔SiC陶瓷内的浸渗行为及复合材料的储热性能。结果表明,层片状多孔SiC陶瓷的显微形貌对石蜡的浸渗过程及储热性能有明显影响。当石蜡负载量为21.7%(质量分数)时,复合相变材料熔融温度为59.6 ℃,凝固温度为53.9 ℃,相变潜热为28.4 J/g,室温下的热导率为2.4 W·(m·K)^-1。复合相变材料吸热峰和放热峰强度随着石蜡负载量减少而降低,当温度为200 ℃时,多孔SiC陶瓷/石蜡复合相变材料失重为5%(质量分数),表明材料具有良好的热稳定性。复合相变材料在100 ℃热处理30 min后陶瓷基体未发生形变,经100次热循环后具有稳定的相变潜热和良好的定型能力。

关键词: SiC陶瓷, 复合相变材料, 层状孔结构, 石蜡, 真空浸渍法, 储热性能

0 引 言

随着太阳能、风能等可再生新型能源的开发利用,储热技术因能够提高能源利用率及消除发电波动性而成为新能源利用的关键技术^[1-2]。储热技术主要分为显热储热、潜热储热和热化学储热三种。 其中,相变储热具有单位体积储热密度大、相变过程温度变化范围窄、能量转换过程温度比较稳定等优点而备受关注^[3-5]。石蜡因其储热密度高、不易挥发、来源广泛和无过冷析出等优势成为低温( < 100 ℃ )储热中常用的相变材料。 石蜡等有机相变储热材料在相变过程中存在固-液相变过程,在使用过程中容易发生泄漏,通常
需要将其与合适的基体复合才能发挥出高效储能的优势。以多孔材料为基体的定形相变材料^[6-7],利用自身具有的毛细管力、表面张力等可以将相变材料限定在基体材料中^[8-9],相变材料在基体中完成能量储存/释放过程,在使用中具有优异的形状稳定性,可以有效防止固-液相变过程中发生泄漏和腐蚀,从而大幅拓宽相变储热材料的应用范围^[10-11]。另一方面,石蜡的热导率只有 0. 1 ~ 0. 3 W·(m·K)^-1,难以满足高效率的快速储热需求,在复合相变材料中引入高导热相,如石墨烯、大尺寸石墨片及 SiC 相等,可以明显改善复合相变材料的热导率和热传输效率。Qi 等^[12]采用真空浸渍法制备了石墨烯泡沫/ 固体石蜡复合相变材料,其热导率比纯固体石蜡提高了 744% 。上海交通大学王如竹团队提出了通过构建大尺寸石墨纳米片合成高导热复合相变材料的新思路,复合材料热导率可达 35 W·(m·K)^-1,比一般材料高出 2 ~ 6 倍^[13]。Yin 等^[14]通过化学沉积-真空浸渍法制备了石蜡/ 膨胀石墨/ β-SiC 纳米线复合相变材料,克服了相变材料易泄漏和低导热性的缺点,复合相变材料的热导率为 0. 75 W·(m·K)^-1,是纯石蜡(0. 23 W·(m·K)^-1)的 3. 26 倍,并表现出良好的热循环稳定性。宿金栋等^[15]在 SiC 纳米纤维上原位生长多孔碳球,获得高比表面积的多孔载体,并通过物理吸附法制备了多孔碳球/ SiC 纳米纤维/ 十八醇复合相变材料,复合相变材料的热导率为0. 392 ~ 0. 411 W·(m·K)^-1,与十八醇相比提高了 62% ~ 71% 。以纳米颗粒为高导热增强相,将其与相变材料直接进行混合来引入高导热相,由于纳米颗粒在相变材料中易团聚,难以在相变材料中均匀分散,因此纳米颗粒无法形成连续的传热通道。同时,纳米颗粒的形状和尺寸对相变材料的导热系数也有显著影响^[16]。本文拟采用高导热 SiC 相为基体封装石蜡相变芯材,在解决石蜡易泄漏问题的同时获得均匀分布的高导热 SiC 骨架以提高材料的传热效率。另一方面,多孔 SiC 陶瓷优良的力学性能可大幅拓展相变材料的应用范围,但目前对多孔 SiC 陶瓷力学性能与储热性能的协同优化研究鲜见报道。 

本文以微米级 SiC 粉为原料,通过冷冻干燥工艺利用冰晶模板诱导自组装 SiC 颗粒,获得具有高气孔率、高强度、层片状连贯孔结构的 SiC 陶瓷。 以多孔 SiC 陶瓷为基体,通过真空浸渍法将石蜡负载到多孔 SiC陶瓷中,实现多孔 SiC 陶瓷/ 石蜡复合相变材料定型封装。对材料的力学性能和储热性能进行表征和分析,为制备热导率高、应用性能稳定的储热材料提供参考。

1 实 验

1. 1 试剂与材料

SiC 超细粉(D50 = 0. 8 μm,上海阿拉丁生化科技股份有限公司)、Al₂O₃ (纳米级,上海阿拉丁生化科技股份有限公司)、羧甲基纤维素钠(天津恒兴化学试剂有限公司)、切片石蜡(国药集团化学试剂有限公司)、无水乙醇(分析纯,国药集团化学试剂有限公司)和去离子水等。

1. 2 层片状多孔 SiC 陶瓷载体的制备

以微米级 SiC 为原料,水为溶剂,质量分数为 5% 的纳米级 Al₂O₃ 为烧结助剂,质量分数为 0. 3% 的羧甲基纤维素钠为分散剂,配制体积分数分别为 35% 、40% 、45% 、50% 的 SiC 浆料(样品编号分别记为 SC1、SC2、SC3、SC4),用氨水调节浆料 pH 值为 11,加入 3 ~ 5 滴丙三醇作为消泡剂;随后按球料质量比 1 ∶ 3 将混合粉料置于混料罐中,在 GMS 罐磨机上湿法混合 24 h 形成浆料,将形成的浆料注入量筒中对其做沉降试验,将静置 4 h 后不发生分层的浆料注入模具(自制)中并置于冰箱中冷冻 24 h,冷冻完成后将成型的素坯放入冷冻干燥机中( - 65 ℃ ,真空度 15 Pa 以下) 干燥 10 h,样品脱模后在马弗炉中 1 400 ℃ 烧结(升温速率为10 ℃ / min),保温 2 h 后随炉冷却至室温。

1. 3 多孔 SiC 陶瓷/ 石蜡复合相变材料的制备

将切片石蜡在 120 ℃加热熔化并磁力搅拌,以多孔 SiC 陶瓷为基体,将石蜡在加热条件下真空浸渍 2 h,为保证相变材料在多孔陶瓷中充分浸渗,每组样品分别渍浸 5 次,记录浸渍前后多孔陶瓷的质量变化。浸渍完成后,将样品置于 80 ℃电热恒温干燥箱干燥至恒重,得到多孔 SiC 陶瓷/ 石蜡复合相变储热材料。

1. 4 分析和测试

采用阿基米德排水法测量多孔陶瓷材料气孔率。利用 CMT5305 材料万能试验机测试多孔陶瓷抗压强度,压头速率为 0. 8 mm / min。利用 TM4000Plus 扫描电子显微镜表征样品的微观形貌。利用 WQF-520A 傅里叶变换红外光谱表征样品的表面组成,波数范围为 400 ~ 4 000 cm^-1, 分辨率为 4 cm^-1。采用 XRD-6000 X 射线衍射仪对样品的物相组成进行表征,扫描范围为 10° ~ 80°。采用 Q20 综合热分析仪测定样品的相变温度和相变焓及失重,测定条件为氮气气氛,温度范围为 - 30 ~ 100 ℃ ,温度变化速率为 10 ℃ / min。将复合相变储能材料 100 ℃热处理 30 min,进行复合相变材料的形状稳定性测试。 

2 结果与讨论

2. 1 层片状多孔 SiC 陶瓷物相组成和微观形貌

图 1 为多孔 SiC 陶瓷基体的 XRD 谱。将 XRD 谱与标准卡片对比分析可知,在 34. 6°、36. 1°、38. 2°、41. 2°、60. 1°、72. 1°出现 SiC 特征衍射峰,在 43. 6°、58. 2°出现 Al₂O₃ 特征衍射峰,在 21. 6°出现 SiO₂ 特征衍射峰,在 26. 2°、54. 3°、66. 7°出现 3Al₂O₃·2SiO₂ 特征衍射峰^[17]。在烧结过程中 SiC 颗粒表面与空气反应生成 SiO₂ , 部分 SiO₂ 与 Al₂O₃ 反应生成莫来石(3Al₂O₃·2SiO₂ ),最终得到以 SiC 为主相,莫来石为结合相的多孔陶瓷。由于 SiC 陶瓷难以烧结,其烧结通常需在 2 300 ~ 2 400 ℃ 下进行,本文采用原位反应烧结工艺,在空气中进行烧结,SiC 表面发生氧化形成SiO₂ 玻璃相,SiC 颗粒更加致密。SiC 与 Al₂O₃ 反应生成的莫来石晶粒连接 SiC 晶粒,产生的“搭桥”效应提高了材料强度^[18]。SiC 陶瓷在长期使用过程中容易被氧化,当 O₂ 分压高于 10^-4Pa 时,SiC 发生氧化,产物为 SiO₂ ,SiO₂ 保护膜的生成可以阻止氧化的进一步发生,为 SiC 陶瓷提供氧化保护^[19]。

图 1 多孔 SiC 陶瓷的 XRD 谱

采用冷冻干燥工艺以冰晶为模板诱导自组装 SiC 颗粒,能够大幅提高相变材料的负载率,获得具有大量孔隙、高比表面积和高储热性能的复合陶瓷。图 2 和图 3 分别为多孔 SiC 陶瓷试样 SC1、SC2 和 SC4 的宏观照片和显微组织照片。从图 2 的宏观形貌照片中可以看出,试样 SC1(见图 2(a))形成定向排列且连贯的层状孔道,随着固相含量增加,试样 SC2(见图 2(b))层状孔径逐渐减小,试样 SC4(见图 2(c))定向连续排列且孔洞结构变为独立的孔结构,层状孔径明显减小。从图 3 中可以看出,试样 SC1(见图 3(a))形成了层壁较为平整的连续层状孔结构,层状孔径约为 110 μm,层厚度约为 50 μm;试样 SC2(见图 3(b))层状孔径约为 70 μm,层厚度约为 70 μm,形成了部分独立孔;试样 SC4(见图 3(c))形成了孔径约为 40 μm,层厚度大于100 μm 的短而平的独立层状孔结构。冷冻过程中,在温差的作用下冰晶定向连续生长,SiC 颗粒被定向生长的冰晶排挤呈定向排列,干燥后冰晶升华,最终在材料内部形成复杂的多孔层状结构^[20-21]。试样 SC1、SC2采用较低固相含量的 SiC 浆料,浆料中水分含量较高,冷冻干燥后保留了冰晶形貌,形成了尺寸较大的孔道。试样 SC4 采用的 SiC 浆料固相含量较高,浆料中水的体积含量减少,在冷冻过程中连续生长的冰晶被隔断,从而变成独立生长的纤维状冰晶,冷冻干燥后层状孔的孔径明显减小,层厚度增大,最终形成无规则且不连续的孔结构^[22]。

图 2 多孔 SiC 陶瓷的宏观照片

图 3 多孔 SiC 陶瓷 SEM 照片

2. 2 多孔 SiC 陶瓷力学性能

图 4 为多孔 SiC 陶瓷基体的抗压强度及热导率。多孔 SiC 陶瓷基体的抗压强度随着试样浆料的固相含量增加而呈逐渐增加的趋势,试样 SC1 抗压强度为 7. 02 MPa,试样 SC4 抗压强度为 19. 46 MPa。多孔材料的气孔率及显微形貌是决定多孔材料力学性能的关键因素,在冷冻干燥过程中,水的结晶形态决定了多孔陶瓷的显微结构基本特征。试样 SC1 使用的 SiC 浆料固相含量较低,水分含量较高,经冷冻干燥后形成孔径较大的连贯孔结构;试样 SC4 使用的 SiC 浆料固相含量较高,水分含量较低,水的结晶速度快,因此晶体生长的空间受限,不能生长成很长的冰晶,导致多孔陶瓷孔隙减少且孔径减小。据文献[23]可知,气孔率与抗压强度成反比,多孔 SiC 陶瓷基体抗压强度随着气孔率降低而明显增加。多孔 SiC 陶瓷基体形态结构也直接影响 SiC 陶瓷热导率,多孔 SiC 陶瓷基体 SC1 ~ SC4 的热导率分别为 1. 67 W·(m·K)^-1、1. 89 W·(m·K)^-1、2. 21 W·(m·K)^-1和 2. 35 W·(m·K)^-1。随着多孔 SiC 基体中气孔率逐渐降低,热导率逐渐增加,这是因为 SiC 的热导率远高于空气的热导率,SiC 基体中气孔率越低,SiC 含量越高,声子传播受阻越小,材料的传热效率越大,SiC 基体热导率显著增加^[24-25]。 

图 4 多孔 SiC 陶瓷气孔率和抗压强度 

图 5 多孔 SiC 陶瓷/ 石蜡复合相变材料的 FT-IR 谱 

2. 3 多孔 SiC 陶瓷/ 石蜡复合相变材料浸渍行为

以石蜡为相变材料,采用真空浸渍法将相变芯材与多孔 SiC 陶瓷基体进行复合,图 5 为复合相变材料的红外光谱。如图 5 所示,2 917 cm^-1 和 2 848 cm^-1 处为甲基、亚甲基的 C—H 键的伸缩振动吸收峰,1 464 cm^-1处为 O—H 键的弯曲振动吸收峰^[26],1 182 cm^-1和 1 101 cm^-1处为 Si—O—Si 的非对称性伸缩振动吸收峰,836 cm^-1处为 Si—O—Si 的对称伸缩振动吸收峰^[27],717 cm^-1处为 Si—C 键的伸缩振动峰^[28]。在复合相变材料的红外光谱中同时出现了石蜡和 SiC 这两种材料的特征吸收峰,说明相变芯材石蜡已成功负载于多孔 SiC 陶瓷基体中。在复合相变材料的红外光谱中,没有新的红外吸收峰出现,石蜡的主要官能团吸收峰位置发生小幅度偏移,说明在浸渍过程中主要靠毛细作用、表面张力等较弱的作用力将石蜡相变材料吸附在多孔 SiC 陶瓷的孔隙中,并没有新的化学键形成,不存在较强的化学作用^[29]。正是这种孔道的毛细作用,使得基体材料对熔化后的石蜡能够起到限域作用,阻止液体的渗漏。 石蜡与 SiC 陶瓷基体化学相容性良好,实现了 SiC 陶瓷/ 石蜡复合相变材料的定型封装。 

图 6 为多孔 SiC 陶瓷在石蜡中浸渍不同次数后的质量变化。由图可知,经过真空浸渍后陶瓷质量明显增加,在 3 次浸渍后多孔 SiC 陶瓷质量基本不再发生变化,表明在 3 次浸渍后,多孔 SiC 陶瓷内部层状孔隙被石蜡充满,继续多次浸渍效果不明显。 图 7 为多孔 SiC 陶瓷试样在石蜡中浸渍前后的质量变化。由图中可以看出,多孔 SiC 陶瓷基体浸渍石蜡的负载质量分数均高于 10% ,复合相变材料 SC1 负载石蜡质量分数为 21. 7% ,复合相变材料 SC2 负载石蜡质量分数增加至 28. 1% ,结合图 2 中多孔 SiC 陶瓷显微形貌分析可知,试样 SC1 和 SC2 均为层状连贯孔结构,较大的孔道使得石蜡分子几乎都能进入其孔道,在表面吸附的作用下,吸附在孔道内^[30-31]。复合相变材料 SC3 和复合相变材料 SC4 负载石蜡的质量分数分别为 12. 9% 和17. 1% ,与复合相变材料 SC1 和 SC2 相比较明显降低,这是因为在冷冻干燥过程中使用的较高固相含量浆料中水分较少,制备的陶瓷基体气孔率降低,石蜡负载量降低。另一方面,由图 3 显微形貌分析可知,试样SC3 和 SC4 的层状孔壁增厚,层状孔径明显减小,部分层状连贯孔道变为圆形独立孔,在石蜡与基体材料复合后,石蜡分子链被界面作用限制,在孔道内运动受阻,导致石蜡的负载量明显降低。

图 6 多孔 SiC 陶瓷多次浸渍后质量变化

图 7 多孔 SiC 陶瓷石蜡负载量 

多孔 SiC 陶瓷在石蜡中重复浸渍 3 次后的显微组织照片如图 8 所示。从图中可以看出,多孔 SiC 陶瓷内部均被石蜡填充,复合相变材料 SC1 的层状孔均被大量石蜡充满(见图 8(a)),复合相变材料 SC2 的层状孔并未被石蜡完全填充,在孔壁表面形成厚度不均匀的石蜡膜,复合相变材料 SC3 的层状孔表面有大量的石蜡堆积,部分孔隙未被石蜡填充。在真空浸渍过程中,多孔 SiC 陶瓷利用其微米级的层状孔产生的毛细作用、表面张力等作用力将熔融的石蜡吸附在孔洞中,当石蜡凝固后与 SiC 晶粒通过物理吸附结合在一起。冷冻干燥制备的多孔 SiC 陶瓷的层状孔呈一维规则排列,孔体积较大,对石蜡有较高的定型能力。随着多孔SiC 陶瓷孔体积降低,所形成的连续的层状孔结构变为短而小的独立孔,石蜡与多孔 SiC 陶瓷之间的界面作用和多孔 SiC 陶瓷基体对石蜡的限域作用,影响了石蜡分子链在复合过程中的自由运动,从而导致石蜡在孔道内堵塞。

图 8 多孔 SiC 陶瓷/ 石蜡复合相变材料 SEM 照片

2. 4 多孔 SiC 陶瓷/ 石蜡复合相变材料的热性能

图 9 为石蜡及复合相变材料 SC1 和 SC3 的 DSC 曲线。由图可知,石蜡共有 2 个吸热峰,温度较低的相变峰为石蜡固-固晶型转变过程,温度较高的相变峰为石蜡熔化过程的相变峰。石蜡熔融温度为 69. 7 ℃ ,凝固温度为 51. 2 ℃ ,相应的熔化焓(相变潜热)为 183. 4 J/ g,凝固焓为 189 J/ g。复合相变材料 SC1 熔融温度为 59. 6 ℃ ,凝固温度为 53. 9 ℃ ,相应的熔化焓(相变潜热)为 28. 4 J/ g,凝固焓为 29. 1 J/ g。 复合相变材料SC3 熔融温度为 58. 8 ℃ ,凝固温度为 54. 6 ℃ ,相应的熔化焓(相变潜热)为 26. 5 J/ g,凝固焓为 26. 9 J/ g。复合相变材料 SC1 和 SC3 的 DSC 曲线与石蜡的 DSC 曲线各个关键温度节点基本接近,而且趋势也非常一致,说明在聚合过程中没有改变石蜡的储热效果。在复合相变材料 SC3 中石蜡负载量较低,更多的石蜡分子链通过毛细作用和表面张力吸附在 SiC 晶粒上,因此石蜡分子链的活动受限。在复合相变材料 SC1 中石蜡的负载量较高,除部分受限的石蜡分子链,在基体孔道内部还存在大量自由的石蜡分子链,具有一定的结晶性,使得样品的相变潜热较大^[32]。冷冻干燥制备的 SiC 基体具有复杂的分级多孔结构,可以在内部形成分级热传递网络结构,快速传递热量,大幅提高复合材料的热导率。复合相变材料 SC1 在室温下的热导率为 2. 4 W·(m·K)^-1,是石蜡热导率(0. 24 W·(m·K)^-1))的 10 倍。

图 9 多孔 SiC 陶瓷/ 石蜡复合相变材料的 DSC 曲线

石蜡及复合相变材料的热重分析曲线如图 10 所示。由图可知,石蜡的分解温度为 156 ~ 325 ℃ ,复合相变材料 SC1、SC3 均为一步失重,开始失重温度均高于 200 ℃ ,说明复合材料在低于 200 ℃ 时具有良好的热稳定性。当温度为 200 ℃时,复合相变材料失重为 5% 。由图中可以看出,石蜡的失重曲线整体位于复合相变材料 SC1 和 SC3 的下方,说明高导热相的加入可以增强复合相变材料的热稳定性。与石蜡相比,多孔 SiC陶瓷/ 石蜡复合相变材料具有更好的热稳定性。

图 10 多孔 SiC 陶瓷/ 石蜡复合相变材料的 TG 曲线

通过对比发现,复合相变材料 SC1 分解温度在 200 ~ 300 ℃ ,复合相变材料 SC3 分解温度在200 ~490 ℃,复合相变材料 SC3 质量先快速下降后缓慢下降,这是因为当吸附于 SiC 基体表面和大孔里的石蜡蒸发完后,仍有少部分石蜡吸附在 SiC 基体介孔和微孔中,难以在正常的沸点下被汽化释放出来,这进一步证明了 SiC基体复杂的孔结构可以有效增强复合相变材料的热稳定性^[33]。

图 11 是复合相变材料 SC1、SC3 经 100 ℃ (高于熔点约 40 ℃ )热处理 30 min 前后的外观图。从图中可知,当温度高于石蜡熔点时,所得到的复合相变材料没有出现明显的泄漏现象。在冷冻干燥制备 SiC 基体的过程中,陶瓷孔径呈双峰分布的特点,宏孔是保留冰晶形貌形成的孔道,微孔是 SiC 颗粒堆积形成的孔隙^[34],与其他材料相比复合相变材料具有更复杂的分级多孔结构,正是这种复杂孔道的毛细作用和表面张力,使得多孔材料能对熔化后的石蜡起到限域作用,阻止液体渗漏,克服了相变材料从固态到液态易泄漏的缺点,适用于低温储热领域。

图 11 复合相变材料 SC1 和 SC3 热处理前后照片

为探讨复合相变材料的封装安全性,在 30 ~ 70 ℃内进行 100 次熔融冷凝循环试验,并计算循环试验后试样的质量损失率。图 12 是复合相变材料 SC3 循环试验前后外观对比图。从图中可以看出,在整个热循环过程中,复合相变材料没有出现裂纹,未明显观察到石蜡从材料表面渗出。图 13 为复合相变材料的质量损失率随循环次数变化的关系曲线。经 100 次熔融冷凝循环后,复合相变材料 SC1、SC2 质量损失率较高,复合相变材料 SC4 质量损失率最低,约为 8. 2% (质量分数),说明多孔 SiC 陶瓷基体内部孔结构越复杂,孔道内部的毛细作用力越强,对石蜡的限域作用越强。多孔 SiC 陶瓷基体具有优异的吸附能力,能有效抑制石蜡在固-液相变过程中的泄露。 

图 12 复合相变材料 SC3 循环试验前后的外观图

图 13 复合相变材料质量损失随循环次数变化的关系曲线

图 14 是经 100 次熔融冷凝循环后,复合相变材料 SC1 和 SC3 的 DSC 曲线。经 100 次热循环后,SC1 的相变潜热由 28. 4 J/ 降至 26. 8 J/ g,相差 1. 6 J/ g;SC3 的相变潜热由 26. 5 J/ 降至 24. 8 J/ g,相差 1. 7 J/ g。证明复合相变材料 SC1 和 SC3 均具有很好的热循环稳定性。这主要是由于 SiC 陶瓷基体具有复杂的孔结构和优异的吸附性能,石蜡在毛细作用力下能够牢固地附着在陶瓷基体内部丰富的孔道中,有效地抑制了石蜡的泄漏,增强了复合相变材料 SC1 和 SC3 的相变稳定性。

图 14 复合相变材料 100 次循环前后的 DSC 曲线 

3 结 论

(1)采用冷冻干燥法制备具有连贯层状孔结构的多孔 SiC 陶瓷基体,随着 SiC 浆料固相含量增加,多孔陶瓷气孔率下降,孔结构由连贯层状孔逐渐变为独立孔结构,多孔 SiC 陶瓷抗压强度为7. 02 ~ 19. 46 MPa,满足相变材料基体强度需求。
(2)通过真空浸渍法,将相变材料石蜡浸渗至多孔 SiC 陶瓷基体内,获得多孔 SiC 陶瓷/ 石蜡复合相变材料。多孔 SiC 陶瓷显微结构对石蜡相变材料的负载率及浸渍均匀性有明显影响,相变材料与 SiC 陶瓷基体化学相容性良好。
(3)复合相变材料具有良好的热稳定性,起始失重温度均高于 200 ℃ 。石蜡负载量为 21. 7% 时,多孔SiC 陶瓷/ 石蜡复合相变材料的熔融温度和凝固温度分别为 59. 6 ℃和 53. 9 ℃ ,相变潜热为 28. 4 J/ g,热导率高达 2. 4 W·(m·K)^-1,是纯石蜡的 10 倍。多孔 SiC 陶瓷/ 石蜡复合相变材料同时具有良好的热稳定性和较高的热导率,可应用于电子器件散热、余热回收、节能建筑等低温储热领域。 

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